JPS60141852A - 形状記憶合金の製造方法 - Google Patents
形状記憶合金の製造方法Info
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- JPS60141852A JPS60141852A JP24871783A JP24871783A JPS60141852A JP S60141852 A JPS60141852 A JP S60141852A JP 24871783 A JP24871783 A JP 24871783A JP 24871783 A JP24871783 A JP 24871783A JP S60141852 A JPS60141852 A JP S60141852A
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- Japan
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- shape memory
- alloy
- treatment
- working
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- Heat Treatment Of Nonferrous Metals Or Alloys (AREA)
- Springs (AREA)
Abstract
(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。
め要約のデータは記録されません。
Description
【発明の詳細な説明】
本発明はT1Ni相およびTiN1s 相の二相を有す
るNi過剰組成のTi −Ni系形状記憶合金において
500〜1100での温度範囲において溶体化処理した
後急冷処理を施し1次に200〜700℃の温度範囲に
おいて時効処理を行なった後200〜900 ′cにお
いて少なくとも5%以上の加工度の温間加工を施すかさ
らに温間加工の後30チ未満の加工度の冷間加工を施し
た後700℃以下の温度において記憶処理を行なうこと
により、高温相→低温相の変態、1゜ヒステリシスが小
さく且つコイルバネにおいて二方向性を有する形状記憶
合金を得ることを特徴とする形状記憶合金の製造方法に
関するものである。
るNi過剰組成のTi −Ni系形状記憶合金において
500〜1100での温度範囲において溶体化処理した
後急冷処理を施し1次に200〜700℃の温度範囲に
おいて時効処理を行なった後200〜900 ′cにお
いて少なくとも5%以上の加工度の温間加工を施すかさ
らに温間加工の後30チ未満の加工度の冷間加工を施し
た後700℃以下の温度において記憶処理を行なうこと
により、高温相→低温相の変態、1゜ヒステリシスが小
さく且つコイルバネにおいて二方向性を有する形状記憶
合金を得ることを特徴とする形状記憶合金の製造方法に
関するものである。
Ti−Ni系形状記憶合金は顕著な形状記憶効果を示す
ことおよび優れた機械的性質、耐食性等を有することか
ら最も広範囲な実用化の検討がなされているものである
。
ことおよび優れた機械的性質、耐食性等を有することか
ら最も広範囲な実用化の検討がなされているものである
。
形状記憶効果は、低温でマルテンサイト状態にある材料
を変形した後加熱すると元の形状に戻るものであり、こ
うした効果を生ずる温度は通常合金の逆変態開始温度(
As点)、逆変態終了温度CA1点)、マルテンサイト
変態開始温度(Jf、r点)およびマルテンサイト変態
終了温度CMf点)によって決定され、As点において
形状記憶効果が開始されJf点で終了するものである。
を変形した後加熱すると元の形状に戻るものであり、こ
うした効果を生ずる温度は通常合金の逆変態開始温度(
As点)、逆変態終了温度CA1点)、マルテンサイト
変態開始温度(Jf、r点)およびマルテンサイト変態
終了温度CMf点)によって決定され、As点において
形状記憶効果が開始されJf点で終了するものである。
この形状記憶効果を生ずる際の回復力は50〜60KG
’/−に及ぶものであり、この回復力を種々の応用品へ
利用する検討がなされている。
’/−に及ぶものであり、この回復力を種々の応用品へ
利用する検討がなされている。
その応用の代表例に第1図に示すような形状記憶効果を
繰り返し生じさせることを利用したアクチュエーターが
ある。このアク千ユニーターはパイアスカとしての通常
のコイルバネ(バイアスバネ)と形状記憶合金コイルバ
ネとが組み合わされたものであり、低温においては形状
記憶合金がバイアスバネよりも降伏応力の小さなマルテ
ンサイト相の状態であるためにバイアスバネの方が強く
、形状記憶合金・を変形するよ5に動作し、逆に高温に
おいては形状記憶合金がバイアスバネよりも降伏応力の
大きなβ相の状態となり、形状記憶合金がバイアスバネ
な変形するように動作する。この場合高温相→低温相の
変態ヒステリシスが小さい程また二方。
繰り返し生じさせることを利用したアクチュエーターが
ある。このアク千ユニーターはパイアスカとしての通常
のコイルバネ(バイアスバネ)と形状記憶合金コイルバ
ネとが組み合わされたものであり、低温においては形状
記憶合金がバイアスバネよりも降伏応力の小さなマルテ
ンサイト相の状態であるためにバイアスバネの方が強く
、形状記憶合金・を変形するよ5に動作し、逆に高温に
おいては形状記憶合金がバイアスバネよりも降伏応力の
大きなβ相の状態となり、形状記憶合金がバイアスバネ
な変形するように動作する。この場合高温相→低温相の
変態ヒステリシスが小さい程また二方。
チュエーターとしての動作が容易に得られる。
しかし、従来のTi−Ni系合金においては一方向性の
形状記憶効果しか得られず、また高温相→低温相の変態
ヒステリシスが約50℃程度と大きく、。
形状記憶効果しか得られず、また高温相→低温相の変態
ヒステリシスが約50℃程度と大きく、。
このため低温相、高温相を可逆的に得てアクチーエータ
−を動作させる温度範囲が大きくならざるを得す、動作
温度範囲が限定される欠点があった。
−を動作させる温度範囲が大きくならざるを得す、動作
温度範囲が限定される欠点があった。
一方、最近こうしたTi−Ni系形状記憶合金において
、原子パーセントでNi 50.5〜55.0チ、残部
TiよりなるNi過剰組成の合金を600″C以上の熱
処理を施してT1Ni単相化処理を行ない、その後機械
的に拘束した状態で600υ以下の温度において時効処
理を施して1’1lVi相とTiN1s相の複相化をは
かることにより可逆形状記憶効果を付与する方法が発表
された。(特開昭58−151445号)しかし、この
方法による可逆形状記憶効果は、短冊状の試料を第2図
に示すように拘束した場合にのみ得られるものであり、
この方法を第1図に示すようなコイルバネに適用した場
合には可逆形状記憶効果は認められない。
、原子パーセントでNi 50.5〜55.0チ、残部
TiよりなるNi過剰組成の合金を600″C以上の熱
処理を施してT1Ni単相化処理を行ない、その後機械
的に拘束した状態で600υ以下の温度において時効処
理を施して1’1lVi相とTiN1s相の複相化をは
かることにより可逆形状記憶効果を付与する方法が発表
された。(特開昭58−151445号)しかし、この
方法による可逆形状記憶効果は、短冊状の試料を第2図
に示すように拘束した場合にのみ得られるものであり、
この方法を第1図に示すようなコイルバネに適用した場
合には可逆形状記憶効果は認められない。
こうしたことから本発明者らは、変態ヒステリシスが小
さく且つコイルバネにおいて二方向性を有し、第1図に
示すようなアクチュエーターの動作を容易にする合金を
得るためにT1Ni相および一1TiNis相の二相を
有するNi過剰組成のTi−Ni系形状記憶合金におい
て500〜1100 t’の温度範囲において溶体化処
理した後急冷処理を施し1次に200〜700での温度
範囲において時効処理を行なった後、200〜9001
:!において少なくとも5%以1.1上の加工度の温間
加工を施すかあるいは温間加工の後50%未満の加工度
の冷間加工を施した後、700で以下の温度において記
憶処理を行なったところ有益な効果をもたらす事を発見
したものである。
さく且つコイルバネにおいて二方向性を有し、第1図に
示すようなアクチュエーターの動作を容易にする合金を
得るためにT1Ni相および一1TiNis相の二相を
有するNi過剰組成のTi−Ni系形状記憶合金におい
て500〜1100 t’の温度範囲において溶体化処
理した後急冷処理を施し1次に200〜700での温度
範囲において時効処理を行なった後、200〜9001
:!において少なくとも5%以1.1上の加工度の温間
加工を施すかあるいは温間加工の後50%未満の加工度
の冷間加工を施した後、700で以下の温度において記
憶処理を行なったところ有益な効果をもたらす事を発見
したものである。
本発明における温間加工は、溶体化処理後の時5
効処理によってマトリックス中に析出したTiN1s粒
子の方位を加工方向に揃えることを目的としたものであ
り1時効処理のみによって得られるTiN1s粒子の方
位と異なった方位が得られる。これに伴って冷却時のマ
ルテンサイト変態の方位が拘束されるようになり、拘束
時効処理では得られないコイルバネにおける良好な二方
向性が得られるようになる。
子の方位を加工方向に揃えることを目的としたものであ
り1時効処理のみによって得られるTiN1s粒子の方
位と異なった方位が得られる。これに伴って冷却時のマ
ルテンサイト変態の方位が拘束されるようになり、拘束
時効処理では得られないコイルバネにおける良好な二方
向性が得られるようになる。
また、温間加工後の冷間加工については合金内に冷却時
のマルテンサイト変態を制御し得る塑性。
のマルテンサイト変態を制御し得る塑性。
歪を付加することになり、これによって一層良好な二方
向性が得られるようになる。
向性が得られるようになる。
また、溶体化処理後の時効処理により過飽和NiがTi
Ni3粒子となってマトリックス中に析出し、これに伴
って中間相変態が導入され変態が2段階的に起こるよう
になり、高温相→低温相(中間柳の変態ヒステリシスが
非常に小さくなる。
Ni3粒子となってマトリックス中に析出し、これに伴
って中間相変態が導入され変態が2段階的に起こるよう
になり、高温相→低温相(中間柳の変態ヒステリシスが
非常に小さくなる。
次に本発明における処理条件の限定理由について述べる
。
。
溶体化処理温度については500 ′c未満においては
T1Niマトリックス中へのTiNi3の十分な固溶度
が得られないものと考えられ、その効果が十分認められ
ない。また1100t!をこえると酸化によるTi元素
の滅失が問題となる。以上の観点から。
T1Niマトリックス中へのTiNi3の十分な固溶度
が得られないものと考えられ、その効果が十分認められ
ない。また1100t!をこえると酸化によるTi元素
の滅失が問題となる。以上の観点から。
500〜1100℃の温度範囲に限定した。
時効処理温度については、200℃未満においては十分
なTiN1s相の析出が起こらず、また700℃をこえ
ると中間相変態が導入できなくなり、高温相→低温相(
中間相)変態の際の小ヒステリシスが得られなくなる。
なTiN1s相の析出が起こらず、また700℃をこえ
ると中間相変態が導入できなくなり、高温相→低温相(
中間相)変態の際の小ヒステリシスが得られなくなる。
以上の観点から200〜7oo℃−の温度範囲に限定し
た。
た。
次に温間加工については、200℃未満においては変形
抵抗が大であり、TiN1s粒子の方位を加工方向に揃
えるに十分な加工が困難である。また、900 u以上
においては時効処理によって得られた中間相変態が消失
し、小ヒステリシスが得られなくなる。
抵抗が大であり、TiN1s粒子の方位を加工方向に揃
えるに十分な加工が困難である。また、900 u以上
においては時効処理によって得られた中間相変態が消失
し、小ヒステリシスが得られなくなる。
以との観点から200〜900℃の温度範囲に限定した
。なお、この場合5%未満の加工度においては十分な変
形を与えることができないため十分な効果が認められな
くなる。
。なお、この場合5%未満の加工度においては十分な変
形を与えることができないため十分な効果が認められな
くなる。
また温間加工後の冷間加工については50%以上の加工
度においては合金の加工硬化が顕著となり、次の記憶処
理時の成形が困難となることおよび過剰の塑性優により
加熱、冷却時の変態が起こり難くなり形状記憶特性が劣
化することから好ましくない。以上の観点から50%未
満の加工度に限定した。
度においては合金の加工硬化が顕著となり、次の記憶処
理時の成形が困難となることおよび過剰の塑性優により
加熱、冷却時の変態が起こり難くなり形状記憶特性が劣
化することから好ましくない。以上の観点から50%未
満の加工度に限定した。
次に記憶処理については、700℃以下の温度において
は、形状記憶特性が劣化し、また中間相変−態が消失し
高温相→低温相(中間相)変態の際の小ヒステリシスが
得られなくなる。以上の観点から700℃以下の温度範
囲罠限定した。
は、形状記憶特性が劣化し、また中間相変−態が消失し
高温相→低温相(中間相)変態の際の小ヒステリシスが
得られなくなる。以上の観点から700℃以下の温度範
囲罠限定した。
以下本発明を実施例に基づき説明する。
〔実施例1〕1.1
TiNi相およびTiN1s相の二相を有するNi過剰
組成のTi −50,7αt%Ni合金をアルゴン中に
て高周波誘導溶解した後、1000℃にて2時間真空焼
鈍を行なって均一化処理を施し、その後900℃にて鍛
造を行なって1I112の棒とした。この棒を更に熱間
スェージングによりφ4まで加工した後。
組成のTi −50,7αt%Ni合金をアルゴン中に
て高周波誘導溶解した後、1000℃にて2時間真空焼
鈍を行なって均一化処理を施し、その後900℃にて鍛
造を行なって1I112の棒とした。この棒を更に熱間
スェージングによりφ4まで加工した後。
850vにて2時間溶体化処理を行ない水冷した。
次に400でにて10時間時効処理を施した後400℃
にて温間伸線を行ないφ0.8の線とした。この線を
1第3図(α)に示すようなコイルバネに成形し、更に
400 ′cにて記憶処理を行なった後、二方向性の有
。
にて温間伸線を行ないφ0.8の線とした。この線を
1第3図(α)に示すようなコイルバネに成形し、更に
400 ′cにて記憶処理を行なった後、二方向性の有
。
無および示差走査熱量計(DSC’)を用いた変態点の
測定を行ない、高温相→低温相(中間相)の変態ヒステ
リシスを確認した。なお、二方向性の有無は第5図に示
すようなコイルバネが加熱時に記−憶形状の密着状態に
なり、冷却時に自発的に伸びた状態になろうとするかど
うかにより判定した。
測定を行ない、高温相→低温相(中間相)の変態ヒステ
リシスを確認した。なお、二方向性の有無は第5図に示
すようなコイルバネが加熱時に記−憶形状の密着状態に
なり、冷却時に自発的に伸びた状態になろうとするかど
うかにより判定した。
第4図に実施例1における記憶処理後゛のDSCによる
変態点の測定結果を示す。従来の合金においては低温相
→高温相の変態に起因するDSCピークが加熱時および
冷却時に1つづつ認められるのに対し、本発明による合
金は中間相変態が導入され加熱、冷却時に各々2つづつ
のピークを有する。これに伴って冷却時のピークは、加
熱時の変態終了温度とほとんど同じ温度で開始するよう
Kなり、高温相→低温相(中間相)の変態ヒステリシス
がほとんどDでとなる。またこの状態においてコイルバ
ネは顕著な二方向性を有するようになり、第5図に変位
一温度曲線を示すように冷却時に大きな自発的変位が得
られる。なお、比較のだめに拘束時効処理のみの場合の
コイルバネの変位一温度曲線を第5図に示した。
変態点の測定結果を示す。従来の合金においては低温相
→高温相の変態に起因するDSCピークが加熱時および
冷却時に1つづつ認められるのに対し、本発明による合
金は中間相変態が導入され加熱、冷却時に各々2つづつ
のピークを有する。これに伴って冷却時のピークは、加
熱時の変態終了温度とほとんど同じ温度で開始するよう
Kなり、高温相→低温相(中間相)の変態ヒステリシス
がほとんどDでとなる。またこの状態においてコイルバ
ネは顕著な二方向性を有するようになり、第5図に変位
一温度曲線を示すように冷却時に大きな自発的変位が得
られる。なお、比較のだめに拘束時効処理のみの場合の
コイルバネの変位一温度曲線を第5図に示した。
〔実施例2〕
Ti−51,0at%Ni合金をアルゴン中にて高周波
誘導溶解し、実施例1の場合と同様な方法によりφ08
の線とした後10%の冷間伸線を施し、次にコイルバネ
に成形し更に400℃にて時効処理を行なった。この場
合の記憶処理後のDSCによる変態点測定結果は冷間加
工を施すことにより第6図に示すように多少変態温度範
囲が拡大されるが、冷却時の高温相→低温相(中間相)
の変態ヒステリシスは小さくなる傾向がある。第7図に
変位一温度曲線を示すが、温間加工のみの場合に比べ冷
間加工を施した場合の方が変位量が大きく、またヒステ
リシスも小さくなっており二方向性がより顕著となるこ
とが明らかである。なお、40%の加工度の冷間加工を
施した場合の変態点測定結果を第8図に示すが、図から
明らかなようにDSCピークが不明瞭となり、良好な形
状記憶特性が得られなくなる。
誘導溶解し、実施例1の場合と同様な方法によりφ08
の線とした後10%の冷間伸線を施し、次にコイルバネ
に成形し更に400℃にて時効処理を行なった。この場
合の記憶処理後のDSCによる変態点測定結果は冷間加
工を施すことにより第6図に示すように多少変態温度範
囲が拡大されるが、冷却時の高温相→低温相(中間相)
の変態ヒステリシスは小さくなる傾向がある。第7図に
変位一温度曲線を示すが、温間加工のみの場合に比べ冷
間加工を施した場合の方が変位量が大きく、またヒステ
リシスも小さくなっており二方向性がより顕著となるこ
とが明らかである。なお、40%の加工度の冷間加工を
施した場合の変態点測定結果を第8図に示すが、図から
明らかなようにDSCピークが不明瞭となり、良好な形
状記憶特性が得られなくなる。
〔実施例5〕
Ti −51,2αt%Ni合金をアルゴン中にて高周
波誘導溶解し、実施例1の場合と同様な方法によりφ4
まで加工した後9501:、にて2時間溶体化処理を行
ない5次に500 tにて1時間時効処理を施した。そ
の後500 tにて温間伸線を行ない一〇8の線とした
。この線をコイルバネに成形し更に500℃にて記憶処
理を行なった。この時の高温相→低温相(中間相)の変
態ヒステリシスは1℃であり、また顕著な二方向性を有
していることが確認され。
波誘導溶解し、実施例1の場合と同様な方法によりφ4
まで加工した後9501:、にて2時間溶体化処理を行
ない5次に500 tにて1時間時効処理を施した。そ
の後500 tにて温間伸線を行ない一〇8の線とした
。この線をコイルバネに成形し更に500℃にて記憶処
理を行なった。この時の高温相→低温相(中間相)の変
態ヒステリシスは1℃であり、また顕著な二方向性を有
していることが確認され。
た。
〔実施例4〕
Ti−50,7αt%Ni合金をアルゴン中にて高周波
誘導溶解し、実施例1の場合と同様な方法によりφ4ま
で加工した後600℃にて2時間溶体化処理を行ない1
次に400 tにて5時間時効処理を施した。その後5
00 Eにて温間伸線を行ない一〇、8の線とした。こ
の線をコイルバネに成形し更に500 tにて記憶処理
を行なった。この時の高温相→低温相(中間相)の変態
ヒステリシスは5t!であり。
誘導溶解し、実施例1の場合と同様な方法によりφ4ま
で加工した後600℃にて2時間溶体化処理を行ない1
次に400 tにて5時間時効処理を施した。その後5
00 Eにて温間伸線を行ない一〇、8の線とした。こ
の線をコイルバネに成形し更に500 tにて記憶処理
を行なった。この時の高温相→低温相(中間相)の変態
ヒステリシスは5t!であり。
た。
以上実施例で述べたように本発明による合金は従来の合
金に比べ高温相→低温相(中間相)の変態ヒステリシス
が極めて小さく、また拘束時効処理のみの場合には得ら
れないコイルバネにおける顕著な二方向性を有しており
、アクチュエーター等に使用される場合の動作温度範囲
の制限を著しく緩和すると同時に熱応答性を高めるもの
であり極めて有益である。
金に比べ高温相→低温相(中間相)の変態ヒステリシス
が極めて小さく、また拘束時効処理のみの場合には得ら
れないコイルバネにおける顕著な二方向性を有しており
、アクチュエーター等に使用される場合の動作温度範囲
の制限を著しく緩和すると同時に熱応答性を高めるもの
であり極めて有益である。
第1図は形状記憶合金を用いたアクチュエーターを示す
。第2図は短冊状試料の拘束状態および可逆形状記憶効
果による試料の動作を表わし、(α)。 (h)および<c)は加熱、冷却時の試料の形状変化を
示す。第5図はコイルバネの形状を示す。図中(α)は
記憶形状を、(h)は冷却により伸びた状態を示す。 第4図は実施例10合金の記憶処理後におけるDSCに
よる変態点測定結果を示したものである。 第5図は実施例1の合金のコイルバネおよび拘束時効処
理によるコイルバネの変位一温度曲線を示したものであ
る。第6図は実施例20合金の記憶処理後におけるDS
Cによる変態点測定結果を示したものである。第7図は
実施例20合金のコイルバネおよび実施例10合金のコ
イルバネの変位1一温度曲線を示したものである。第8
図は冷間加゛工度が40チの場合の記憶処理後のDSC
による変、態点測定結果を示したものである。 11コイルバネ% 2I形状記憶合金コイルバネ、51
試料拘束用パイプ、4I短冊状の形状記憶合1金% 5
+試試料束用ワイヤ。 才1図 才2圀 才3図 才4図 才5図 才6(2) オフ図 i度(゛す 、1′8図 ↓吸熱 手続補正書(自発) 昭和5 G、 11.+d 6日 昭和58年特許願第 248717 号発1月crt
名f示 形状記憶合金の製造方法補正をする者 名 称 (5011+ 日立金属株式会社代表者河野
典夫 代 理 人
。第2図は短冊状試料の拘束状態および可逆形状記憶効
果による試料の動作を表わし、(α)。 (h)および<c)は加熱、冷却時の試料の形状変化を
示す。第5図はコイルバネの形状を示す。図中(α)は
記憶形状を、(h)は冷却により伸びた状態を示す。 第4図は実施例10合金の記憶処理後におけるDSCに
よる変態点測定結果を示したものである。 第5図は実施例1の合金のコイルバネおよび拘束時効処
理によるコイルバネの変位一温度曲線を示したものであ
る。第6図は実施例20合金の記憶処理後におけるDS
Cによる変態点測定結果を示したものである。第7図は
実施例20合金のコイルバネおよび実施例10合金のコ
イルバネの変位1一温度曲線を示したものである。第8
図は冷間加゛工度が40チの場合の記憶処理後のDSC
による変、態点測定結果を示したものである。 11コイルバネ% 2I形状記憶合金コイルバネ、51
試料拘束用パイプ、4I短冊状の形状記憶合1金% 5
+試試料束用ワイヤ。 才1図 才2圀 才3図 才4図 才5図 才6(2) オフ図 i度(゛す 、1′8図 ↓吸熱 手続補正書(自発) 昭和5 G、 11.+d 6日 昭和58年特許願第 248717 号発1月crt
名f示 形状記憶合金の製造方法補正をする者 名 称 (5011+ 日立金属株式会社代表者河野
典夫 代 理 人
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 1、T1Ni相およびTiN1s相の二相を有するNi
過剰組成のTi −Ni系形状記憶合金において、50
0〜1100での温度範囲において溶体化処理した後、
急冷処理を施し5次に200〜700′cの温度範囲に
おいて時効処理を行なった後、200〜900 Eにお
いて少なくとも5%以上の加工度の温間加工を施した後
、700℃以下の温度において記憶処理を行なうことを
特徴とする形状記憶合金の製造方法。 2、T1Ni相およびTiN1s相の二相を有するNi
過剰組成のTi−Ni系形状記憶合金において、500
〜1100での温度範囲において溶体化処理した後。 急冷処理を施し、次に200〜700での温度範囲にお
いて時効処理を行なった後、200〜900υにおいて
少なくとも5%以上の加工度の温間加工を施し、さらに
50%未満の加工度の冷間加工を施した後% 700で
以下の温度において記憶処理を行なうことを特徴とする
形状記憶合金の製造方法。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP24871783A JPS60141852A (ja) | 1983-12-28 | 1983-12-28 | 形状記憶合金の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP24871783A JPS60141852A (ja) | 1983-12-28 | 1983-12-28 | 形状記憶合金の製造方法 |
Publications (2)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPS60141852A true JPS60141852A (ja) | 1985-07-26 |
JPS6144150B2 JPS6144150B2 (ja) | 1986-10-01 |
Family
ID=17182289
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP24871783A Granted JPS60141852A (ja) | 1983-12-28 | 1983-12-28 | 形状記憶合金の製造方法 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JPS60141852A (ja) |
Cited By (2)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
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